23º CBECiMat - Congresso Brasileiro de Engenharia e Ciência dos Materiais 04 a 08 de Novembro de 2018, Foz do Iguaçu, PR, Brasil

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1 CARACTERIZAÇÃO DA CINÉTICA DE TRANSFORMAÇÃO DE FASES DE AÇOS IF E PROPOSIÇÃO DE MODELO EMPÍRICO PARA DETERMINAÇÃO DAS TEMPERATURAS CRÍTICAS DE DECOMPOSIÇÃO DA AUSTENITA DURANTE RESFRIAMENTO CONTÍNUO A. L. S. Cezário (1) G. L. de Faria (1) (1) Campus Universitário do Morro do Cruzeiro, Bauxita. Ouro Preto-MG, CEP: Universidade Federal de Ouro Preto Rede Temática em Engenharia de Materiais REDEMAT DEMET analuizasc@yahoo.com.br RESUMO Os aços IF são usualmente conformados e soldados e no decorrer de seu processamento passam pela transformação de fase austenita ferrita que ocorre por nucleação e crescimento de grão e, em condições isotérmicas, é descrita pela equação JMAK. Todavia, as transformações na maioria dos processos metalúrgicos acontecem a partir da aplicação de resfriamento contínuo. Assim, o presente trabalho caracterizou a cinética de transformação γ α e propôs um modelo empírico para prever as temperaturas críticas para três tipos de aços IF. Realizou-se análise química e caracterização microestrutural do estado de entrega dos aços IF. Posteriormente, amostras dos aços IF foram submetidas a ensaios dilatométricos com diferentes taxas de resfriamento contínuo. Determinou-se as temperaturas críticas de transformação de fase (γ α) e obteve-se uma equação empírica que correlacionou a temperatura crítica com a taxa de resfriamento e que viabilizou a previsibilidade da cinética por meio do diagrama TRC calculado. Palavras-Chave: Aços IF, Decomposição da Austenita, Modelos Cinéticos. 1. INTRODUÇÃO Os aços IF, interstitial free, são aços livres de elementos intersticiais, como C e N, amplamente empregados na indústria automobilística, sendo usualmente conformados e soldados [1-4]. Neste segmento da indústria, seja para adequação de 4858

2 processos de conformação a quente, assim como para controle das microestruturas pós-soldagem, o entendimento a respeito da cinética das transformações das fases primárias se faz necessário, principalmente levando-se em consideração a diversidade de possíveis composições químicas que aços da classe IF podem possuir. No decorrer do processamento, os aços IF passam pela transformação de fase austenita (γ) ferrita (α) que em função do tamanho de grão das fases, partições químicas e outros aspectos, têm um impacto significativo na metalurgia do produto. A cinética de transformação de fase γ α, em condições isotérmicas, ocorre por nucleação e crescimento de grão e é descrita pelo modelo clássico de Johson-Mehl- Avrami-Kolmogorov (JMAK) dado pela Equação (A) [5-7]. Entretanto, alguns autores têm utilizado o modelo clássico JMAK para estudo da cinética de transformação de fases em processos não isotérmicos [8-11]. Sabendo-se que as transformações de fase na grande maioria dos processos metalúrgicos acontecem a partir da aplicação de resfriamento contínuo e tendo em vista que existem poucos trabalhos na literatura que exploram a cinética de transformação de fases em processos não isotérmicos em aços IF, apesar da relevância do tema como destacam publicações recentes [12], o presente trabalho teve como principal objetivo caracterizar a cinética de transformação γ α e propor um modelo empírico para prever as temperaturas críticas, ou seja, as temperaturas de início e fim de transformação de fase para três tipos de aços IF que possuem composições químicas diferentes, aqui denominados: IF-Ti, IF-Nb e IF-TiNb. yy = 1 exp( kktt nn ) (AA) 2. MATERIAIS E MÉTODOS A análise química dos aços estudados foi realizada com o auxílio de três equipamentos: LECO CS844 para determinação das concentrações de C e S por meio da técnica de absorção de infravermelho após fusão; LECO TC436DR para determinação da concentração de N por termocondutividade após fusão e Thermo ARL-4460 para determinação da concentração dos demais elementos por espectrometria de emissão óptica. A Tabela 1 apresenta as composições químicas dos aços estudados. Destacase em negrito as quantidades do elemento estabilizante Ti no aço IF-Ti, do Nb no aço IF-Nb e do Ti e Nb no aço IF-TiNb. Nota-se também, a diferença no teor de Mn dos 4859

3 aços. Os aços IF-Nb e IF-TiNb possuem quantidades significativas de Mn, enquanto que o aço IF-Ti apresenta 0,10%. Tabela 1 Composição química dos aços IF estudados neste trabalho (%massa). Aço C N 2 * Si Mn P S Al Nb Ti Mo IF-Ti 0, ,0289 0,104 0,0135 0,0107 0,0343 0,003 0,0577 0,0132 IF-Nb 0, ,0196 0,722 0,083 0,0166 0,0369 0,0064 0,0008 0,012 IF-TiNb 0, ,0145 0,667 0,0282 0,012 0,0284 0,0187 0,0172 0,0107 As microestruturas das amostras em seu estado de entrega foram caracterizadas a partir dos procedimentos padrão de preparação metalográfica [13] e, em seguida, foram atacadas com reativo químico Nital 2%. Posteriormente, essas amostras foram analisadas com o auxílio do microscópico óptico Leica modelo DM2700 M. O tamanho médio dos grãos ferríticos foi medido com o auxílio do software Image J por meio do método dos interceptos. Em seguida, as amostras foram submetidas a ensaios de microdureza Vickers em um microdurômetro digital do fabricante Pantec utilizando-se uma carga de 50gf e o tempo de aplicação de 10s. Para o cálculo da média das microdurezas Vickers das amostras de cada aço IF analisado, foram realizadas 16 medições aleatórias [14]. Após a etapa de caracterização do estado de entrega, corpos de provas cilíndricos de cada um dos aços IF foram confeccionados com dimensões padronizadas de aproximadamente 10mm de comprimento e 3mm de diâmetro. Os ensaios dilatométricos consistiram na austenitização de cada uma das amostras a uma taxa constante de 5 o C/s até a temperatura de 1100 o C na qual manteve-se por 3 minutos e, em seguida, cada amostra foi resfriada a uma determinada taxa de resfriamento constante (0,5 C/s, 1 C/s, 3 C/s, 5 C/s, 10 C/s, 20 C/s e 100 C/s). O ensaio dilatométrico fornece dados referentes à variação relativa do comprimento do corpo de prova ( L/L0) em função da temperatura instantânea do sistema. Após a realização dos ensaios, os dados obtidos nos resfriamentos contínuos foram extraídos e transferidos para o software OriginPro 9.0 para determinação das temperaturas críticas de transformação de fase γ α pelo método das derivadas. Esse método permite analisar o momento no qual a derivada da curva dilatométrica começa a se desviar da linearidade, indicando o início da transformação de fase, e o momento no qual a derivada retoma a linearidade, indicando o fim da transformação de fase [15]. 4860

4 Com o intuito de obter uma previsibilidade das temperaturas de início e fim de transformação de fase γ α para uma taxa qualquer de resfriamento no intervalo de 0,5 o C/s a 100 o C/s, foi proposta uma relação empírica entre as temperaturas críticas e a taxa de resfriamento para cada aço IF estudado apresentada pela Equação (B). Como as taxas de resfriamento contínuo são constantes, a temperatura instantânea do sistema (TT) pode ser expressa pela Equação (C), onde onde TT γγ é a temperatura de austenitização, que no presente trabalho é 1100 oo CC, tttttttt é a taxa de resfriamento contínuo correspondente a cada ciclo térmico estudado e tt é o tempo decorrido do início do resfriamento. Ressalta-se que a taxa recebe um sinal negativo na Equação (C) por se tratar de um resfriamento. A partir da Equação (C) obtém-se o tempo de transformação referente a cada temperatura (tt), conforme apresentado na Equação (D) o que, por conseguinte, viabilizou a construção do diagrama TRC calculado. TT = yy 0 + AA exp(bb tttttttt) TT = TT γγ + ( tttttttt tt) tt = TT γγ TT tttttttt (BB) (CC) (DD) As curvas dilatométricas obtidas durante o resfriamento, além de fornecer as temperaturas críticas Ar3 e Ar1 medidas experimentalmente, também foram utilizadas para estudo da cinética de formação da ferrita a partir de diferentes taxas de resfriamento contínuo considerando a adaptação do modelo clássico JMAK. Assim, as frações de austenita e de ferrita obtidas durante o resfriamento de cada uma das amostras dos diferentes aços IF foram determinadas pela regra da alavanca [16-17] durante toda a transformação e, posteriormente os gráficos de fração de austenita e de ferrita em função do tempo foram construídos. Em cada gráfico fração em função do tempo, foi realizado o ajuste considerando o modelo JMAK (Eq.(A)) que por sua vez permitiu a determinação de constantes que serviram como parâmetros de entrada para uma posterior simulação da cinética de formação da ferrita. Após a simulação da cinética, foi possível encontrar quais seriam as temperaturas críticas considerando o modelo JMAK e compará-las com as obtidas experimentalmente e com o TRC calculado a partir da relação empírica proposta neste trabalho e apresentada como a Equação (B). 4861

5 3. RESULTADOS E DISCUSSÃO 3.1. Caracterização Microestrutural e Microdureza do Estado de Entrega A Figura 1 apresenta as microestruturas dos aços IF no estado de entrega. Observa-se que as microestruturas são constituídas por uma matriz ferrítica, o que era esperado em função de suas composições químicas e processamento termomecânico [18]. A Tabela 2 apresenta os valores dos tamanhos médios dos grãos ferríticos e valores médios de microdureza Vickers. Destaca-se a diferença no tamanho médio dos grãos ferríticos, sendo que os aços IF-Nb e IF-TiNb apresentam grãos menores e mais irregulares do que o aço IF- Ti, que por sua vez apresenta uma estrutura ferrítica equiaxial bem definida. Isto se deve, principalmente, ao efeito do ancoramento dos contornos de grãos ocasionado pelos átomos de Nb dissolvidos em solução sólida (aumento da temperatura de não recristalização durante a laminação controlada) e pela precipitação de NbC nos contornos de grãos durante a transformação, resultando em uma estrutura mais refinada, com uma maior densidade de contornos de grãos [19-21]. Além disso, os precipitados formados durante o processamento do aço IF-Ti, onde o C pode ser estabilizado pela formação de carbonetos (TiC) e/ou carbossulfetos (Ti4C2S2), são mais grosseiros do que os precipitados de NbC formados nos aços IF- Nb e IF-TiNb. Com isso, os finos precipitados formados nos aços IF-Nb e IF-TiNb distribuídos ao longo da microestrutura do material funcionam como barreiras mais efetivas à migração dos contornos de alto ângulo nas etapas de recristalização e crescimento de grão durante o recozimento no processo de fabricação [12;22]. As microestruturas mais refinadas dos aços IF-Nb e IF-TiNb no estado de entrega refletem diretamente nos resultados dos ensaios de microdureza Vickers, de forma que quanto mais refinada a microestrutura, maiores são os valores de microdureza. Todavia, nota-se que a média da microdureza Vickers do aço IF-TiNb é um pouco menor em relação à do aço IF-Nb, apesar daquele ter o menor tamanho de grão ferrítico. Porém, observa-se que o desvio padrão do aço IF-TiNb é mais elevado, portanto, não se pode afirmar que a sua microdureza é realmente inferior à do aço IF- Nb. 4862

6 Figura 1 Microestruturas do estado de entrega MO Nital 2% 200x: (a) IF-Ti; (b) IF-Nb; (c) IF-TiNb. Tabela 2 Média das microdurezas Vickers (HV) e tamanho médio dos grãos ferríticos das microestruturas obtidas para os aços IF em seu estado de entrega. Aço Tamanho de grão médio (µm) Microdureza Vickers (HV) IF-Ti 25 ± 2 95 ± 5 IF-Nb 11,0 ± 0,8 134 ± 4 IF-TiNb 9 ± ± Ensaios Dilatométricos Temperaturas Críticas e Microestrutura Os gráficos (a), (b) e (c) da Figura 2 apresentam as temperaturas críticas de início (Ar3) e fim (Ar1) da decomposição da austenita em função das diferentes taxas de resfriamento para os aços IF-Ti, IF-Nb e IF-TiNb, respectivamente. Após determinação das temperaturas críticas em função da taxa de resfriamento contínuo, foi possível propor uma relação empírica entre as temperaturas críticas (TT) e a taxa de resfriamento (tttttttt) dada pela Equação (B). Os valores das constantes de ajuste obtidos para Ar3 e Ar1 de cada aço IF são apresentados na Tabela 3 e os ajustes podem ser visualizados nos gráficos da Figura 2. Observa-se que com o aumento da taxa de resfriamento, as transformações começam e terminam em temperaturas mais baixas, resultando em um maior grau de super-resfriamento da austenita. Além disso, nota-se que os aços IF-Nb e IF-TiNb são mais sensíveis ao efeito da taxa de resfriamento, visto que suas temperaturas críticas, Ar3 e Ar1, são menores do que as temperaturas críticas obtidas para o aço IF estabilizado somente com Ti (IF-Ti). Nota-se, também, que as temperaturas críticas obtidas para o aço IF-Ti passam a diminuir mais significativamente para taxas superiores a 10 o C/s. Para o aço IF-Nb observa-se uma tendência semelhante ao que ocorre com o IF-Ti, enquanto que para o aço IF-TiNb verifica-se uma maior sensibilidade em relação ao abaixamento das temperaturas críticas a partir de taxas mais lentas. Isto aconteceria porque com o aumento da velocidade de resfriamento há um retardo na precipitação de NbC, logo o 4863

7 Nb permanece em solução sólida, contribuindo ainda mais para o abaixamento das temperaturas críticas [20;23]. Tabela 3 Equações empíricas que relacionam as temperaturas críticas com a taxa de resfriamento com os valores das constantes de ajuste para cada aço IF estudado neste trabalho. Aço Ar3 Ar1 IF-Ti TT = 970,7 + 35,3 eeeeee( 0,099 tttttttt) TT = 783,5 + 66,8 eeeeee( 0,033 tttttttt) IF-Nb TT = 857, ,9 eeeeee( 0,019 tttttttt) TT = 559, ,6 eeeeee( 0,040 tttttttt) IF-NbTi TT = 813, ,8 eeeeee( 0,563 tttttttt) TT = 651, ,4 eeeeee( 0,384 tttttttt) Figura 2 Temperaturas críticas de transformação durante resfriamento em função da taxa de resfriamento com ajuste da Equação (B): (a) IF-Ti; (b) IF-Nb; (c) IF-TiNb. O aço IF-Ti, em função da baixa concentração de Nb, possui pouco desse elemento em solução sólida. Como a quantidade de Mn para esse aço é mais baixa, infere-se que a sua concentração em solução sólida também será pequena. Além disso, o Ti, na temperatura de austenitização utilizada neste trabalho (1100 o C), está majoritariamente na forma de nitretos, contribuindo pouco para sua presença em solução sólida [3;12]. Assim, como há pouco Nb e Mn em solução sólida, mesmo para taxas de resfriamento mais elevadas, a cinética de decomposição da austenita não é fortemente afetada, justificando o comportamento do gráfico de temperaturas críticas versus taxa de resfriamento do aço IF-Ti. O aço IF-Nb possui maior quantidade de Nb e Mn, logo esses elementos em solução sólida dificultariam mais a decomposição da austenita e isto justificaria a queda das temperaturas críticas em relação ao aço estabilizado apenas ao Ti (IF-Ti). Ademais, o maior teor de Mn nestes aços IF também é uma importante contribuição para esse abaixamento das temperaturas críticas no resfriamento contínuo, pois além da sua possível presença em solução sólida, o Mn é um elemento γ-gêneo e, portanto, auxilia no atraso da decomposição austenítica [24]. Por fim, o aço IF-TiNb possui Mn próximo do IF-Nb, mas tem uma ordem de grandeza a mais de Nb. A literatura mostra que para a concentração de Nb presente nos aços IF-Nb e IF-TiNb, na temperatura de austenitização avaliada neste trabalho, 4864

8 haverá dissolução de NbC na austenita e o Nb em solução sólida, apesar de ser α- gêneo, dificulta o processo difusional dos átomos de C, retardando a decomposição da austenita. Esse efeito é mais intenso no aço IF-TiNb, justamente por ele apresentar maior quantidade de Nb [12;19-21;25]. A Figura 3 apresenta as micrografias dos corpos dilatométricos submetidos a uma taxa de resfriamento de 10 o C/s. Nota-se, para o aço IF-Ti, a obtenção de uma estrutura ferrítica mais grosseira com grãos bem definidos, enquanto que as microestruturas dos aços IF-Nb e IF-TiNb, também compostas de ferrita, se apresentam mais refinadas e mais irregular. Como o aço IF-Ti é pouco sensível ao efeito da taxa de resfriamento, a mudança morfológica é pequena com o aumento da taxa. A mudança de morfologia nos aços IF-Nb e IF-TiNb pode estar associada com a presença de Nb em solução sólida, dificultando a formação de ferrita poligonal em aços microligados e favorecendo a formação de estruturas ferríticas irregulares [26-30]. Figura 3 Micrografias ópticas MO Nital 2% - 50x Taxa de resfriamento contínuo 10 o C/s: (a) IF-Ti; (b) IF-Nb; (c) IF-TiNb Cinética de Transformação de Fase A Figura 4 mostra um exemplo dos gráficos fração das fases em função do tempo obtido para cada uma das condições de resfriamento analisadas. Tomou-se os dados de fração de ferrita em função do tempo e, em seguida, ajustou-se a Equação (A) referente ao modelo clássico JMAK. A Tabela 4 apresenta os valores dos parâmetros obtidos para os aços IF-Ti, IF-Nb e IF-TiNb. A partir dos parâmetros obtidos para cada taxa de resfriamento, foi possível realizar uma simulação computacional da cinética considerando a adaptação do modelo clássico JMAK dado pela Equação (A). A Figura 5 apresenta os gráficos com as curvas simuladas e os pontos experimentais obtidos. Experimentalmente determinou-se as temperaturas críticas para algumas taxas de resfriamento específicas. Para obtenção das temperaturas críticas segundo o modelo JMAK (Eq.(A)), tomou-se a simulação da cinética e considerou o tempo de 4865

9 início de transformação como sendo o tempo referente a 1% de e ferrita e o tempo final de transformação como sendo o tempo referente a 90% de ferrita. Em seguida, fazendo-se uso da relação estabelecida pela Equação (C), determinou-se as temperaturas críticas, obtendo-se por conseguinte, as temperaturas de início e fim de formação da ferrita a partir do modelo JMAK para as taxas analisadas para os três aços IF estudados. Entretanto um modelo empírico eficiente permitiria prever estas temperaturas para uma taxa qualquer no intervalo de dados estudados. Com isso, buscou-se fazer uma simulação utilizando a Equação (B) para uma possível obtenção de diagramas TRC calculados. A Figura 6 apresenta os diagramas TRC calculados para os três tipos de aços IF. Verifica-se que tanto as temperaturas críticas determinadas experimentalmente como a simulação para obtenção do TRC calculado considerando o modelo empírico dado pela Equação (B) estão bem ajustadas umas com as outras e que apesar dos ensaios terem sido realizados apenas para sete taxas específicas, é possível obter uma previsibilidade da cinética para uma taxa qualquer dentro do intervalo de 0,5 a 100 o C/s considerando o diagrama calculado pelo modelo empírico. Observa-se, também, que as temperaturas críticas determinadas experimentalmente e as determinadas pelo método JMAK no diagrama TRC dos aços IF-Ti e IF-Nb estão mais bem ajustadas umas com as outras do que as do aço IF- TiNb. Figura 4 Gráficos Fração em função do Tempo das amostras dos aços IF resfriadas a uma taxa constante de 0,5 o C/s e ajustes dos dados considerando o modelo JMAK (Eq. (A)): (a) IF-Ti; (b) IF-Nb; (c) IF-TiNb. Tabela 4 - Parâmetros obtidos a partir do ajuste pela modelo clássico de JMAK dado pela Equação (A) para os aços IF-Ti, IF-Nb e IF-TiNb. Taxa de Resfriamento ( o 0, C/s) IF-Ti IF-Nb k 1x x x x x10-8 2x10-8 1x10-2 n ,8 5,7 7,1 5,2 R 2 0, , , , , , ,99681 k 9x x x x x10-9 2x10-6 3x10-4 n 4,1 4,3 5,9 6,1 5,6 4,8 5,7 R 2 0, , , ,9932 0, , ,

10 IF-TiNb k 1x x x x x x x10-7 n 3,7 4,1 5,0 5,6 6,7 8,0 9,9 R 2 0, , , , , , ,98799 Figura 5 Simulação da cinética de formação da ferrita considerando modelo JMAK: (a) IF-Ti; (b) IF-Nb e (c) IF- TiNb. Figura 6 - TRC comparativo apresentando as temperaturas críticas experimentais e as obtidas pelo modelo JMAK, além do ajuste da simulação final considerando o modelo empírico dado pela Equação (B): (a) IF-Ti; (b) IF-Nb e (c) IF-TiNb. 4. CONCLUSÕES Obteve-se uma equação empírica que correlacionou de maneira satisfatória as temperaturas críticas de início e final de decomposição da austenita com a taxa de resfriamento e, considerando a relação entre temperatura e tempo, foi possível simular um diagrama TRC calculado para os três aços IF estudados. Verificou-se que tanto as temperaturas críticas determinadas experimentalmente quanto a simulação para obtenção do diagrama TRC calculado considerando o modelo empírico foram bem ajustadas umas com as outras e que, apesar dos ensaios terem sido realizados para taxas específicas, é possível obter uma previsibilidade para uma taxa qualquer dentro do intervalo de 0,5 a 100 o C/s considerando o diagrama calculado pelo modelo empírico. Observou-se que as temperaturas críticas determinadas experimentalmente e as determinadas pelo modelo JMAK no diagrama TRC dos aços IF-Ti e IF-Nb estão mais bem ajustadas umas com as outras do que as do aço IF-TiNb, ou seja, apesar do 4867

11 modelo clássico JMAK até os dias atuais ainda ser muito utilizado para previsão da cinética de transformação de fases mesmo em processos não isotérmicos, este modelo clássico não prevê de maneira satisfatória a cinética para todo tipo de aço da classe IF. AGRADECIMENTOS À Capes, pelo financiamento da bolsa de mestrado e ao CNPq pela bolsa de produtividade em pesquisa. REFERÊNCIAS [1] BAYRAKTAR, E.; KAPLAN, D.; DEVILLERS, L.; CHEVALIER, J.P. Grain growth mechanism during the welding of interstitial free (IF) steels. Journal of Materials Processing Technology, v.189, p , [2] MUKHOPADHYAY, G.; BHATTACHARYA, S.; RAY, K.K. Strength assessment of spot-welded sheets of interstitial free steels. Journal of Materials Processing Technology, v.209, p , [3] BAYRAKTAR, E.; CHEVALIER, J. P.; KAPLAN, D.; DEVILLERS, L. Effect of Alloying Elements on the Damage of Interstitial Free Steels. In: Proceedings of the SEM Annual Conference, 2009, Albuquerque New Mexico USA. Society for Experimental Mechanics Inc, [4] RAO, S.S.; CHHIBBER, R.; ARORA, K.S.; SHOME, M. Resistance spot welding of galvannealed high strength interstitial free steel. Journal of Materials Processing Technology, v.246, p , [5] JOHNSON, W.A.; MEHL, R.F. Trans. AIME 135 (1939) 416. [6] AVRAMI, M. J. Chem. Phys. 7 (1939) [7] KOLMOGOROV, A.E. Akad. Nauk SSSR Izv. Ser. Mat. 1 (1937) 355. [8] GÓMEZ, M.; MEDINA, S. F.; CARUANA, G. Modelling of Phase Transformation Kinetics by Correction of Dilatometry Results for a Ferritic Nb-microalloyed Steel. ISIJ International, v.43, n.8, p , [9] SINGH, S. B.; KRISHNAN, K.; SAHAY, S. S. Modeling non-isothermal austenite to ferrite transformation in low carbon steels. Materials Science and Engineering A, v , p , [10] ALMEIDA, G. M. R.; DAFÉ, S. S. F.; OLIVEIRA, F. L.; COTA, A. B. Modelagem da formação não isotérmica da austenita em um aço de baixo carbono. Escola de Minas, Ouro Preto, v.63, n.2, p , [11] LOPES, M. M. B.; COTA, A. B. A Study of isochronal austenitization kinetics in a low carbono steel. Escola de Minas, Ouro Preto, v.67, n.1, p.61-66, [12] LINO, R.; GUADANINI, L.G.L.; SILVA, L.B.; NETO, J.G.C.; BARBOSA, R. Effect of Nb and Ti addition on activation energy for austenite hot deformation. Journal of Materials Research and Technology [13] ASTM E3-11 (2017), Standard Guide for Preparation of Metallographic Specimens, ASTM International, West Conshohocken, PA, 2017, [14] ASTM E384-17, Standard Test Method for Microindentation Hardness of Materials, ASTM International, West Conshohocken, PA, 2017, [15] PAWŁOWSKI, B.; Determination of Critical Points of Hypoeutectoid Steel. Archives of Metallurgy and Materials, v.57, p , [16] LI, H.; GAI, K.; HE, L.; ZHANG, C.; CUI, H.; LI, M. Non-isothermal phase-transformation kinetics model for evaluating the austenization of 55CrMo steel based on Johnson-Mehl-Avrami equation. Materials and Design, v.92, p , [17] SHAHRIARI, B.; VAFAEI, R.; SHARIFI, E.M.; FARMANESH, K. Continuous cooling transformation behavior and the kinetics of bainite formation in a bainitic-martensitic steel. International Journal of Materials Research, v.108, p ,

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13 characterization of the initial state of the IF steels were carried out. Subsequently, samples of the IF steels were submitted to dilatometric tests with different rates of continuous cooling. The critical phase transformation temperatures (γ α) were determined and an empirical equation was obtained which correlated the critical temperature with the cooling rate and enabled predictability of the kinetics by means of the calculated CRT diagram. Keywords: IF steel, Austenite decomposition, Kinetic models. 4870